Al-Si 도금된 보론강 레이저 소스에 따른 레이저 용접부의 미세조직과 …e-jwj.org/upload/JKWJS_31_6_96_106_2031553.pdf · of laser welded Al-Si coated boron

Al-Si 도 된 보론강 이 소스에 따른 이 용 부의

미세조직과 기계 성질에 미치는 핫스탬핑 처리의 향

오명환․공종 ․권민석․강정윤

大韓熔接․接合學誌第31卷 6號別冊

2013. 12

Journal of KWJS Vol.31 No.6(2013) pp96-106

http://dx.doi.org/10.5781/KWJS.2013.31.6.96

96

Al-Si 도 된 보론강 이 소스에 따른 이 용 부의

미세조직과 기계 성질에 미치는 핫스탬핑 처리의 향

오명환*․공종

**․권민석

***․강정윤

*,†

*부산 학교 하이 리드 소재솔루션 국가핵심센터

**부산 학교 재료공학부

***하이스코 경량화연구

Effect of Hot-stamping on Microstructures and Tensile Properties of Al-Si Coated Boron Steel Welds with Laser Source

Myeong-Hwan Oh*, Jong-Pan Kong**, Min-Suck Kwon*** and Chung-Yun Kang*,†

*National Core Research Center, Pusan National University, Busan 609-735, Korea**Dept. of Material Science and Engineering, Pusan National University, Busan 609-735, Korea

***Hyundai Hysco Co., Ltd. Light weight and Pipe R&D Team, Ulsan 683-806, Korea

†Corresponding author : [email protected](Received November 15, 2013 ; December 18, 2013 ; Accepted December 23, 2013)

A bstract In this study, the effect of laser source(CO2 and Nd:YAG) on the microstructure and tensile properties of laser welded Al-Si coated boron steel(1.2mmt) was investigated with before and after hot-stamping. In case of as welds condition, fracture occurred in base metal unrelated to the laser source. It could be explained that tensile strength of fusion zone composed of martensite and bainite is higher than that of base metal that contains a lot of ferrite despite dilution of Al and Si from coating layer to fusion zone. In case of hot-stamping condition, the fracture occurred in fusion zone irrelevant to laser source and the tensile strength was lower than hot stamped base metal. In the CO2 laser welds, Fe3(Al,Si) formed near the bond line was transformed into ferrite during hot-stamping. Therefore tensile strength of bond line is lower than that of base metal and center of fusion zone and the fracture occurred in the bond line. On the other hand, in the Nd:YAG laser welds, the higher concentration of Al formed the ferrite in the fusion zone during hot-stamping treatment. Also, the thickness of centerline was thinner than that of base metal. Therefore, it is considered that fracture occurred in centerline of fusion zone due to effect of concentration stress, and it leaded to a lower tensile strength and elongation.

Key Words : Al-Si coated layer, CO2 laser, Nd:YAG laser, Hot-stamping, Microstructure, Tensile properties

1. 서 론

자동차 산업에서 CO2 가스 배출 감소와 연비향상을

한 차체의 경량화가 요구되어, 보론강과 같은 1GPa

이상인 고강도강 용이 증가하고 있다. 하지만 이

러한 고강도강의 경우 낮은 연신율로 인한 복잡한 형상

의 성형이 제한 이며, 형에 가해지는 하 이 증가하

여 형의 수명이 단축되는 문제가 발생한다1). 이러한

성형성 문제를 해결하기 해, 최근에는 고온에서 성형

과 동시에 빠른 냉각을 함으로써 성형성과 고강도를 모

두 확보할 수 있는 핫스탬핑 공정이 개발되었다2). 그러

나 핫스탬핑 처리 공정은 900℃ 이상(A3 이상)의 가

열공정으로 강재의 표면산화에 의한 스 일(Scale) 생

성 표면탈탄 상이 발생하게 되는데, 이를 해결하

기 해 Al-Si 도 을 필수 으로 실시하고 있다3).

연구논문

Al-Si 도 된 보론강 이 소스에 따른 이 용 부의 미세조직과 기계 성질에 미치는 핫스탬핑 처리의 향

大韓熔接․接合學誌第31卷第6號, 2013年 12月 579

97

(a) (b)(a) (b)

AL-10Si 20㎛

B-Steel40㎛ 10㎛

P

MF

Fig. 1 Optical micrograph (a) of Al-Si coating layer

and SEM micrograph (b) of base metal. (M :

Martensite, P : Pearlite, F : Ferrite)

Material

t (mm)

Chemical composition (wt.%) Tensile properties

C Si Mn Cr Ti BY.S

(MPa)

T.S

(MPa)

El

(%)

B-Steel

(1.2)0.23 0.24 1.19 0.18 0.04 0.002 427 553 27.5

Table 1 Chemical composition and tensile properties

of boron steel 핫스탬핑 보론강의 차체 부품을 조립하는 방법은 핫

스탬핑으로 성형한 제품을 이 용 하는 방법과

이 용 후 핫스탬핑하는 방법이 있다. 핫스탬핑 한

보론강에 맞 기 이 용 할 경우, HAZ의 마르텐사

이트가 용 열에 의해 템퍼링 되어 연화되기 때문에

인장성질이 감소한다고 보고하고 있다4). 한 핫스탬핑

한 보론강의 겹치기 이 용 시 도 층의 성분이 용

융부내로 혼입되어 용융부에 취약한 상이 형성되어 용

부에서 단이 발생한다고 보고하고 있다5). 한편 Al-

Si 용융 도 된 보론강을 이 용 후, 핫스탬핑 할

경우, 도 층 성분이 용융부에 혼입되어 충격 특성을

하시킨다고 보고하고 있다6). 한 Al-Si 용융 도

된 보론강과 Zn 도 된 DP980소재를 디스크 이

용 후 핫스탬핑을 하게 되면 Al-Si도 층이 용융부에

혼입되어 편석되고 이러한 편석층이 핫스탬핑 과정

페라이트 조직을 형성하여 용 부에서 단이 발생한다

고 보고하고 있다7-8)

. 이처럼 Al-Si 도 층이 이

용 핫스탬핑 시 용 부 미세조직과 인장성질에 상

당한 향을 미치는 것으로 알려져 있다. 이 용

의 경우, 발진매체에 따라 효율이 달라짐으로써, 용

부의 형상, 미세조직 기계 성질이 차이가 날 것으

로 상된다. 핫스탬핑용 Al-Si 도 보론강의 이

용 에 한 보고는 많지만, 이 소스의 향을 검

토한 연구는 거의 무한 실정이다. 따라서 본 연구에

서는 CO2 이 와 Nd:YAG 이 의 이 소스에

따른 동종 Al-Si 용융 도 된 보론강 용 부의 미세조

직과 인장성질 변화와 더불어 핫스탬핑 처리 과 후의

특성을 비교 검토하 다.

2. 실험 방법

본 연구에서는 Fig. 1 과 같이 20㎛ 두께의 Al-Si

도 층을 갖는 보론강을 사용하 다. Table 1은 화학

조성과 인장성질을 나타낸다. 보론강은 페라이트 기지

에 펄라이트와 소량의 마르텐사이트 조직으로 구성되어

있다.

이 용 은 최 출력 8kW인 CO2 이 용

장치와 최 출력 4kW인 Nd:YAG 이 용 장치를

사용하 으며, 이 용 은 이 소스와 성 없이

모두 빔직경을 600㎛로 고정하여 용 을 실시하 다.

CO2 이 용 은 보호가스로 He+N2혼합가스(50:50,

20L/min)을 사용하여 출력 7.6kW와 용 속도 6m/min

의 조건으로 고정하여 용 을 실시하 다.

Nd:YAG 이 용 은 보호가스로 He가스(20L/min)

을 사용하여, 출력 3.5kW와 용 속도 6m/min의 조

건으로 고정하여 용 을 실시하 다. 이 용 조건은

비 실험한 결과로부터 생산성 측면에서 고속 용 이 가

능하고, 용 결함이 없으며, 양호한 비드형상이 얻어지

는 조건이다.

핫스탬핑 처리는 950℃에서 약 5분간 유지한 후,

850℃에서 형 냉각을 실시하 다. 용융부 내 도 층

원소의 분석 EPMA를 사용하여 측정하 다.

3. 실험결과 고찰

3.1 용융부 도 층 성분 편석에 미치는 이 소스와 핫스탬핑 처리의 향

본 연구에서는 생산성 측면에서 고속용 이 가능하고,

용 결함이 없으며 양호한 비드형상이 얻어지는 출력

7.6kW의 CO2 이 와 출력 3.2kW인 Nd:YAG

이 를 용 속도 6m/min의 조건으로 용 한 시편만을

상으로 용 한 시편과 용 후 핫스탬핑 처리한 시편

의 미세조직 차이를 검토하 다. 특히 Al-Si 도 층이

이 소스에 따른 혼입된 상과 미세조직이 핫스탬

핑 처리에 의해 어떠한 차이가 있는지에 해 구체 으

로 검토하 다.

Fig. 2는 CO2 이 ((a), (c))와 Nd:YAG 이

((b), (d))로 용 한 용 부를 핫스탬핑 처리 ((a),

(b))과 후((c), (d))의 비드 단면을 비교한 것이다.

(a), (b)로부터 용 만 한 상태의 용융부는 이 소

스와 상 없이 형 인 응고조직으로 되어 있음을 알

수 있고, CO2 용 재의 경우 (a) 용융 비드가 볼록한

반면, Nd:YAG 용융비드의 경우 (b) 모재 두께보다

얇고 움푹 패인 형상을 가지고 있다. 한 CO2용 재

의 용융부 크기가 Nd:YAG 용 재보다 크고 열 향부


580 Journal of KWJS, Vol. 31, No. 6, December, 2013

98

(a) (b)

(c) (d)

400㎛ 400㎛

400㎛ 400㎛

Fig. 2 Cross-section of bead with hot-stamping and

laser source ; (a), (b) as weld, (c), (d) after

hot-stamping, (a), (c) CO2 laser welds, (d),

(d) Nd:YAG laser welds

CO2 LBW YAG LBW

Al

(a)

X2

X1

(b)

Y2

Y1

Si

(c) (d)

Fig. 3 EPMA mapping analysis results showing

distribution of Al and Si elements with

laser source [As welds]

CO2 LBW YAG LBW

AlX3

X4

(a) (b)

Y4

Y3

Si

(c) (d)


distribution of Al and Si elements with laser

source [After hot-stamping]

Chemical composition (wt.%)

Al Si Fe C Mn Cr

A.WCO2 0.56 0.28 98.5 0.17 1.09 0.16

YAG 0.96 0.34 97.5 0.13 1.08 0.17

H/SCO2 0.39 0.25 97.9 0.18 1.11 0.19

YAG 0.74 0.33 97.6 0.17 1.09 0.16

Table 2 Comparison of chemical composition of fusion

zone with laser source and hot-stamping

(A.W : As Welds, H/S : Hot-Stamping)

역은 Nd:YAG 용 재가 더 좁은 것을 확인할 수 있다.

Fig. 3은 Fig. 2 (a)와 (b)의 CO2 이 용 부와

Nd:YAG 이 용 부에 해 EPMA로 도 층 원소

인 Al와 Si를 면분석한 결과를 나타낸 것이다. 용융부

내에 Al은 이 소스에 상 없이 불균일하게 분포하

지만(농도는 흑색에서 백색 순으로 높다.), Si은 Al보

다 농도가 낮고, 불균일 정도도 낮음을 알 수 있다.

Fig. 4는 이 용 후 핫스탬핑 처리한 시편 (Fig.

2의 (c)와 (d))에 해 EPMA로 Al과 Si을 면분석한

결과를 나타낸 것이다. 핫스탬핑 처리한 용융부 내에

Al과 Si의 분포는 용 만 한 시편보다 다소 균일화되어

있는 양상을 보이고 있다.

한 이 소스와 핫스탬핑 처리에 따른 용융부 내

에 Al과 Si 함유량을 비교하기 하여, EPMA를 이용

하여 배율로 8곳을 측정한 후 평균하 으며, 그 결과

를 Table 2에 나타낸다. 이 결과로부터 Nd:YAG

이 용융부의 Al과 Si의 농도가 CO2 이 의 것보다

약간 높은 것을 알 수 있고, 열처리 후에는 이들 원소

간의 농도 차이가 약간 하함을 알 수 있다.

Fig. 5와 Fig. 6은 각각 Fig. 2에 ☐로 표시된 핫스

탬핑 (Fig. 2의 (a)와 (b))과 후 (Fig. 2의 (c)와

(d))의 용 재에서 용융 경계부 근방을 EPMA로 분석

한 Al과 Si의 성분 분포를 검토한 결과를 나타낸 것이

다. 이들 결과로부터, Fig. 2에서 백색상으로 보 던

역은 Al과 Si의 농도가 다른 역에 비하여 가장 높

은 곳임을 알 수 있다. 용융경계부에 Al 농도가 높은

편석 역이 형성되는 원인은 다음과 같다. Kim의 연구

결과에 의하면, Al 도 강 의 이 용 시, 도 층

의 Al은 부분 용융되어 용융부로 혼입되지만, 열,

랭의 이 공정의 특성상 용융부 내부로 유입된 Al

은 용융 속과 작 교반되지 못하여, 용융경계부에 Al

편석 역이 형성된다고 보고하고 있으며, 이러한 결과

는 본 연구 결과와 잘 일치한다9). 한 이 게 생성된

Al 편석 역과 용융부내에서는 불연속 으로 속 응고



99

CO2 LBW YAG LBW

Al

X1-1

(a)

X1-2

(b)

Y1-1

Y1-2

Si

(c) (d)


distribution of Al and Si elements at zones

denoted as ☐ in Fig. 2 (a) and (b) [As welds]

CO2 LBW YAG LBW

Al

(a) (b)

Si

(c) (d)


distribution of Al and Si elements at zones

denoted as ☐ in Fig. 2 (c) and (d) [After

hot-stamping]

Str

ength

(M

Pa)

1600

1200

800

400

0

HBM

HS HS

HS

HS

HBM

BM

BM

AW AW

AW AW

AW AW

HBM

HSHS

CO2 YAG CO2 YAG CO2 YAG

Y.S (MPa) T.S (MPa) El (%)

50

40

30

20

10

0

Elo

ngat

ion(%

)

Fig. 7 Comparison of tensile properties with laser

source and hot-stamping; AW: As Welds,

HS : Hot-Stamping, BM : Base Metal, HBM :

Base metal after HS

되기 때문에 국부 으로 Al 농도가 달라져, 치에 따

라 상의 종류가 달라진 것으로 생각된다.

Fig. 5와 Fig. 6의 비교로부터, 이 소스에 상

없이 핫스탬핑 처리에 의해 백색상에서 Al과 Si가 확산

되어 주 의 농도가 다소 증가하는 모습 (컬러 사진에

서 백색에서 흑색으로 고농도로 변화)을 볼 수 있다.

이것은 핫스탬핑 처리 시 950℃에서 5분간 유지하는

동안 Al의 고농도인 역에서 농도 역으로 확산이

일어나기 때문인 것으로 생각된다.

3.2 기계 성질에 미치는 이 소스와 핫스탬핑 처리의 향

Fig. 7은 이 소스에 따른 핫스탬핑 (A.W)과

후(H/S)의 모재( 선)와 용 재의 기계 성질을 나타

낸 것이다. 그리고 Fig. 8은 인장시험 후 단된 시편

형상을 분류한 것으로 (a)는 용 만 한 인장시편에서

나타난 단 형상이고, (b)와 (c)는 각각 핫스탬핑 처

리 후의 CO2 이 용 재와 Nd:YAG 용 재의 인

장시편의 단면 사진을 나타낸 것이다. 핫스탬핑 처리

의 용 재들은 이 소스와 상 없이 (Fig. 8의

(a))와 같이 모재에서 단 되었고, 각 용 재의 인장

강도 (T.S) (Fig. 7)는 모재의 값보다 약 35MPa높지

만, 용 재의 연신율은 모재의 값보다 약 6.7%정도 감

소하 다.

한편 핫스탬핑 처리한 용 재의 경우 (Fig. 8의 (b)

와 (c)), 모두 용융부에서 단이 발생하 지만, CO2

이 용 재의 경우 (b)와 같이 용융경계부에 따라

단 되었고, Nd:YAG 이 용 재의 경우, (c)와

같이 용융부 앙부에서 단되었다. 핫스탬핑 처리한

모재 용 재의 강도는 핫스탬핑 처리 의 것보다

아주 높지만, 연신율은 아주 낮음을 볼 수 있다. 핫스

탬핑 처리한 시편의 항복강도 (Y.S) 인장강도

(T.S)를 이 소스별 비교하면 (Fig. 7), 모재, CO2

이 용 재, Nd:YAG 이 용 재 순으로 낮고,

연신율도 동일한 순으로 낮음을 볼 수 있다.

이상의 결과로부터 핫스탬핑 처리 후의 CO2 이

용 재가 Nd:YAG 이 용 재보다 강도와 연신율

이 더 높고, 단 치도 각각 다른 용융경계부와 용융

부 심에서 단됨을 알 수 있다.



100

(a)

(b)

(c)

400㎛

400㎛

Base metal

Fig. 8 Top view of fractured surface of as welds

specimen (a) and cross-section of fractured

bead after hot-stamping and laser source;

(b) CO2 laser welds, (c) Nd:YAG laser welds

B-steel HAZ HAZ B-steel

(a) B.M HAZ HAZ B.MF.Z

B-steel B-steel

Al rich

CO2 Laser

B.M HAZ HAZ B.MF.Z(b)

B.M HAZ HAZ B.MF.Z

B.M HAZ HAZ B.MF.Z

B-steelB-steelAl rich

Nd:YAG Laser

0

100

200

300

400

500

600

0

100

200

300

400

500

600

Har

dness

(Hv)

Fusion zone

Distance from weld center (mm)

-1.5 -1.0 0 0.5 1.0 1.5 2.0-0.5

Fig. 9 Hardness distribution in weld specimens of

as welds with laser source; (a) CO2 laser

welds, (b) Nd:YAG laser welds

핫스탬핑 처리와 이 소스에 따라 단 치가 다

르고, 인장성질이 차이가 나는 이유를 악하기 하여

경도분포를 조사하 다. Fig. 9와 Fig. 10은 각각 핫

스탬핑 처리 과 ((a) CO2, (b) Nd:YAG))와 핫스

탬핑 처리 후((a) CO2, (b) Nd:YAG))의 경도분포를

나타낸 것이고, 경도분포는 용융경계부에 백색 띠상이

존재하는 표면부와 비드 앙부 2곳을 측정하여 비교하

다.

핫스탬핑 처리 의 경도 분포 (Fig. 9)에서 알 수

있듯이, 이 소스에 상 없이 Al 편석부가 존재하는

용융경계부는 용융부의 경도보다는 낮지만, 모재의 경

도 보다는 아주 높다. 따라서 경도가 가장 낮은 모재에

서 단되는 것은 당연한 것으로 생각된다.

그러나 핫스탬핑 처리 후의 경도 분포(Fig. 10)로부

터, 핫스탬핑 처리에 의해서 모재보다 용 부의 경도가

반 으로 하되고, 이 소스에 따라 경도 분포차

이가 확연이 나타남을 확인할 수 있다. 즉 CO2 이

용 부의 경우 (a), Al이 높게 편석된 용융경계부의 경

도가 모재와 용융부에 비해 격히 낮아진 것을 볼 수

있다. 반면에 Nd:YAG 용 부의 경우 (b), 용융경계

부와 더불어 용융부 체의 경도가 모재에 비하여 아주

낮고, 한 용융부의 경도 감소는 CO2 이 용 부

의 것보다 더 큼을 알 수 있다.

이상의 경도분포와 인장성질 단 치와의 비교로

부터, 핫스탬핑 에는 용 부의 경도가 모재보다 아주

높기 때문에 모재에서 단되었고, 핫스탬핑 처리에 의

해 용융부의 경도가 모재보다 낮아지고, 특히 CO2

이 용 부는 용융경계부가 아주 낮기 때문에 이곳에

서 단되었다. 한 CO2 이 용 재가 용융경계부

에서 단되는 하나의 이유는 볼록 비드 형상 (Fig.

2 (a))을 하고 있으므로, 형상 으로 비드/모재의 경계

인 용융경계부가 응력집 이 생기는 노치로 작용할 뿐

만 아니라 경도가 낮기 때문인 것으로 생각된다.

한편 Nd:YAG 용 부는 용융부 심 근방의 경도가

상 으로 아주 낮기 때문에 이곳에서 단된 것으로

생각된다. 그리고 Nd:YAG 용 재가 용융부 심에서

단되는 하나의 이유는 Fig. 2 (b)의 비드형상에

서 알 수 있는 바와 같이 비드 상/하의 심부의 폭이

좁은 언더비드가 형성되어 있고, 이것이 응력집 을 일

으키는 노치로 작용하기 때문인 것으로 생각되며, 노치

효과는 CO2 이 용 재보다 더 크기 때문에 인장성



101

B-steel B-steel

B-steelB-steel

CO2 Laser

Al rich

Al rich

Nd:YAG Laser

HAZ HAZF.Z

B.M HAZ HAZ B.MF.Z

B.M HAZ HAZ B.MF.Z

B-steel HAZ HAZ B-steelFusion zone

0

100

200

300

400

500

600

0

100

200

300

400

500

600

Har

dness

(Hv)

B.M HAZ HAZ B.MF.Z

Distance from weld center (mm)

-1.5 -1.0 0 0.5 1.0 1.5 2.0-0.5

(a)

(b)

Fig. 10 Hardness distribution in weld specimens of

after hot-stamping with laser source; (a) CO2

laser welds, (b) Nd:YAG laser welds

(a)

(b)

(c) (d)

(e) (f)

Fig. 11 EPMA mapping results showing Al element

(a) of CO2 laser welds, optical micrographs

(b) at regions denoted as X1 in (a), SEM

micrographs (c), (d) at regions denoted as

AC1, AC2 in (b), respectively, enlarged

SEM micrographs (e) at regions denoted as

F1 in (c) and base metal (f) [As welds].

(F: Ferrite, M: Martensite, B: Bainite)

질이 더 낮은 것으로 생각된다.

3.3 용융부의 미세조직에 미치는 이 소스와 핫스탬핑 처리의 향

술한 바와 같이 핫스탬핑 처리 의 용 부는 모재

보다 경도도 높고, 강도도 높아 모재에서 단되지만,

핫스탬핑 처리 후의 용 부는 용융경계부(CO2 경우)와

용융부 심(Nd:YAG 경우)에서 괴되고, 경도와 강

도가 가장 낮은 이유를 검토하기 하여, Al Si의

편석 상과 미세조직 경도와의 상 계를 조사하

다. 미세조직은 용융부의 EPMA를 분석한 단면 (Fig.

3과 Fig. 4)을 상으로 하여 조성과 미세조직과의

계를 구체 으로 검토하 다.

Fig. 11과 Fig. 12는 각각 CO2 이 와 Nd:YAG

이 를 사용한 용융부에 해 (b)는 (a)에 Al 농도

변화가 있는 □(X1, X2) 역에서 미세조직을 찰한

것이고, (c)와 (d)는 각각 (b)에 AC1 ( 농도)과 AC2

(고농도)로 표시된 역을 SEM으로 확 한 사진이며,

(e)는 (c)에 □(F1, F2)으로 표시된 역을 확 한 사

진이다. 그리고 Fig. 11의 (f)는 모재의 SEM 사진이

다. Table 3은 Fig. 11과 Fig. 12에 □로 표시된

역을 EPMA로 정량분석한 결과와 경도값을 나타낸다.

CO2 이 용융부의 SEM조직인 (c)와 (d)로부터,

미세조직은 형 인 래스(lath)상을 갖는 마르텐사이

트 (M)와 M와 M조직 사이에 미상의 B조직으로 구성

되어 있음을 볼 수 있다. (e)에서 래스 내에 미세한 시

멘타이트가 생성되어 있는 것으로부터 B로 표시된 조

직은 베이나이트임을 확인할 수 있다. 한 Nd:YAG

이 용융부의 미세조직도 CO2 이 용융부의 것

과 거의 유사함을 알 수 있다. 반면에 모재 (Fig. 11

(f))는 페라이트 (F), 펄라이트(P)와 마르텐사이트



102

No.Chemical composition (wt.%)

HvA3

(℃)Al Si Fe C Mn Cr

AC1 0.48 0.26 Bal. 0.20 1.04 0.14 480 880

AC2 0.67 0.29 Bal. 0.17 1.13 0.15 486 915

AN1 0.68 0.30 Bal. 0.11 1.07 0.17 481 967

AN2 1.25 0.38 Bal. 0.12 1.13 0.16 483 1088

Table 3 Chemical composition, A3 temperature and

micro-vickers hardness at regions denoted

as AC1, AC2 in Fig. 11 (b) and AN1, AN2

in Fig 12 (b)

(a)

(b)

(c) (d)

(e)


(a) of Nd:YAG laser welds, optical micrographs

(b) at regions denoted as X2 in (a), SEM


AN1, AN2 in (b), respectively and enlarged

SEM micrographs (e) at regions denoted

as F2 in (c) [As welds]. (F: Ferrite, M:

Martensite, B: Bainite)

(a)

(b)

(c) (d)

(e) (f)


(a) of CO2 laser welds, optical micrographs

(b) at regions denoted as Y1 in (a), SEM


HC1, HC2 in (b), respectively, enlarged SEM

micrographs (e) at regions denoted as B1

in (d) and base metal (f) [after hot-

stamped]. (F: Ferrite, M: Martensite, B:

Bainite)

(M)로 구성되어 있음을 볼 수 있다.


이 를 사용한 핫스탬핑 처리재에 해 (b)는 (a)에

Al 농도 변화가 있는 □ 역(Y1, Y2)에서 미세조직을

찰한 것이고, (c)와 (d)는 (b)에 HC1 ( 농도)과

HC2 (고농도)로 표시된 역을 SEM으로 확 한 사진

이며, (e)는 (d)에 □(B1, B2)으로 표시된 역을 확

한 사진이다. 그리고 Fig. 13의 (f)는 핫스탬핑 처리

한 모재의 SEM 사진이다. Table 4는 Fig. 13과

Fig. 14에 □로 표시된 역을 EPMA로 정량분석한

결과와 경도값을 나타낸다. CO2 이 용융부의 SEM

조직인 (c)와 (d)로부터, 미세조직은 마르텐사이트(M)

와 M과 M조직 사이에 미상의 B조직으로 구성되어 있

음을 볼 수 있다. (e)에서 래스(lath) 내에 미세한 시

멘타이트가 생성되어 있는 것으로부터 B로 표시된 조

직은 베이나이트임을 확인할 수 있다. 핫스탬핑 모재

(Fig. 13 (f))는 마르텐사이트와 베이나이트로 구성되

어 있음을 볼 수 있다. 한편 Nd:YAG 이 용융부

의 미세조직(Fig. 14 (c)와 (d))은 CO2 이 용융



103

(a)

(b)

(c) (d)

(e)


(a) of Nd:YAG laser welds, optical micrographs

(b) at regions denoted as Y2 in (a), SEM


HN1, HN2 in (b), respectively and enlarged

SEM micrographs (e) at regions denoted as

B2 in (d) [after hot-stamped]. (F: Ferrite,

M: Martensite, B: Bainite)

No.Chemical composition (wt.%)

(Hv)A3

(℃)Al Si Fe C Mn Cr

HC1 0.30 0.27 Bal. 0.19 1.08 0.21 491 837

HC2 0.32 0.27 Bal. 0.17 1.09 0.20 483 846

HN1 0.35 0.32 Bal. 0.17 1.18 0.17 477 850

HN2 0.82 0.34 Bal. 0.16 1.13 0.16 355 947

Table 4 Chemical composition, A3 temperature and

micro-vickers hardness measured at regions

denoted as HC1, HC2 in Fig. 13 (b) and

HN1, HN2 in Fig 14 (b)

Tem

pera

ture

(℃

)

1200

1000

800

600

400

200

1200

1000

800

600

400

200

(a) (b)

(c) (d)

Bf Bf

BsPs

Pf

Fs

A3

Ms

Mf

Fs

Bs

Ps

Pf

A3

Ms

Mf

A3

Ms

Mf

Fs

Fs

Bs

Bs

Ps Ps

Bf BfPf Pf

A1

0.1 10 103 105 10 103 105

Time (sec)

A3

Ms

Mf

Fig. 15 CCT curves of laser welds calculated using

JMatPro v-5 software. (a) AC2, (b) AN2,

(c) HC2, (d) HN2

부의 것과 달리 석 페라이트가 형성되어 있음을 볼

수 있다. (e)에서 베이나이트와 형상이 다르고, 미세한

시멘타이트가 생성되어 있지 않은 것으로부터 F로 표시

된 상은 페라이트임을 확인할 수 있다. 특히 Al의 양이

많이 포함된 HN2 역 (Table 4 참조)이 페라이트 양

이 훨씬 많음을 볼 수 있다. 일반 으로 철강의 상변태는

CCT (Contin uous Cooling Transformation)곡선과

냉각속도를 알면 해석이 가능하다10). CCT 곡선은

JMatProTM 소 트웨어와 Fe-DATA 열역학 데이터

베이스를 커 링하면 작성할 수 있고, 이 용 시

냉각 곡선은 측정하기 힘들어 고옥 TH와 온 TL 사이

의 냉각시간 tTH/THL식을 이용하여 계산하 고11,12), 핫

스탬핑 처리 시 냉각곡선은 측정하 다. 한 Fig. 11∼

Fig. 14에 표시한 역 에서 페라이트 형성원소인

Al이 다소 많은 AC2, AN2, HC2 HN2 역의 CCT

곡선을 작성하여 비교 검토하 다. 이 용 냉각곡선

은 AC2, AN2 역의 A3온도보다 50℃ 높은 온도인

t9.5/3, t11/3으로 계산하 으며, 각각의 냉각속도는 각각

410℃/sec, 605℃/sec로 계산값이 나왔다.

Fig. 15의 (a)와 (c)는 핫스탬핑 처리 의 AC2과

AN2의 역을, (b)와 (d)는 핫스탬핑 후의 HC2

HN2 역에 하여 JMatProTM 소 트웨어로 시뮬

이션 하여 구한 CCT 곡선과 냉각곡선을 나타낸 것이

다. (a)와 (c)로부터, AC2와 AN2의 조성들은 페라이

트가 형성되지 않고, 베이나이트와 마르텐사이트 2상이

형성되고, (b)와 (d)로부터, HC2의 조성은 베이나이트

와 마르텐사이트가 형성되지만, HN2의 조성은 페라이

트, 베이나이트 마르텐사이트 3상이 형성됨을 알 수

있다. 이 해석결과는 실제 찰한 Fig. 11∼Fig. 14의

미세조직과 잘 일치한다.

한편 성분에 따라 CCT곡선을 자세히 비교하여 보면,

Al 함유량이 증가함에 따라 페라이트 베이나이트 형

성 시작 곡선이 좌측 (빠른 쪽)으로 이동하고, A3 변태

이 상승하는 것을 알 수 있다. HN2의 역이 CN2의

역보다 Al의 농도가 낮아, 페라이트 생성 역이 죄

측으로 이동하지만, 핫스탬핑 처리의 냉각속도가 용



104

(a) (b)

(c) (d)

(e)

Fig. 16 EPMA mapping results showing Al, Si(a),

(b) and optical micrographs at regions denoted

as in Fig. 2 (c) and SEM micrographs (d)~

(g) at regions denoted as 1AC, 2AC in (c),

respectively [CO2]

(a) (b)

(c) (d)

(e)

Fig. 17 EPMA mapping results showing Al, Si(a),

(b) and optical micrographs at regions denoted

as in Fig. 2 (c) and SEM micrographs (d),

(e) at regions denoted as 1AN, 2AN in (c),

respectively [Nd:YAG]

No. Al Si Fe

Hvwt.% at.% wt.% at.% wt.% at.%

1AC 14.9 27.4 1.7 3.1 83.4 69.5 362

2AC 11.4 21.8 1.4 2.6 87.2 75.6 321

1AN 15.1 27.4 1.7 2.9 83.2 69.7 355

2AN 12.4 22.0 1.5 2.6 86.1 75.4 329

Table 5 Chemical composition and micro-vickers hardness

at regions (□) denoted as 1AC, 2AC, in Fig.

14 (c) and 1AN, 2AN in Fig. 15 (c)

시의 냉각속도가 느리기 때문에 페라이트가 형성됨을

알 수 있다.

이상의 결과로부터 용 시, 페라이트 형성원소인 Al

과 Si이 용융부 내에 각각 약 1.25wt.%와 0.34wt.%

혼입되더라도 냉각속도가 빠르기 때문에, 베이나이트

변태와 마르텐사이트 변태가 일어나 베이나이트와 마르

텐사이트 조직으로 이루어진다. 그러나 용 재를 핫스

탬핑 처리하면, 용융부의 Al과 Si의 농도가 확산에 의

해 낮아짐에도 불구하고, 핫스탬핑 처리의 냉각속도가

느리기 때문에 특히 Al농도가 높은 Nd:YAG 이

용융부에서는 페라이트, 베이나이트 마르텐사이트가

형성된다. 따라서 페라이트가 형성된 Nd:YAG 이

핫스탬핑 처리재는 모재보다 경도 강도가 낮아 용융

부에서 괴된다.

3.4 용융경계부의 미세조직에 미치는 이 소스와 핫스탬핑 처리의 향

Fig. 16과 Fig. 17은 각각 CO2 이 와 Nd:YAG

이 용 부에서 백색으로 보이는 역 (Fig. 2 (a)

와(b)의 □ 역)의 Al (a)과 Si (b)의 농도분포이고,

(c)는 학 미경 조직이며, (d)와 (e)는 (c)에서의

1AC, 2AC와 1NC, 2NC로 표시한 □ 역을 SEM으로 확

한 조직을 나타낸 것이다. 한 Table 5는 (d), (e)

에 ○로 표시된 역을 EPMA로 분석한 결과와 그

치에서의 경도값을 나타낸 것이다. 백색 역의 SEM

조직으로부터 (Fig. 16 (d)과 Fig. 17 (d)), 백색상

은 이 소스와 계없이 단상으로 이루어진 조직임

을 알 수 있다. 한편 Table 5의 조성분석 결과로부터,

이들 상들은 모두 Fe, Al Si 3개의 원소로 구성되

어 있고, Fe와 (Al+Si)의 원자비(at.%)는 각각

70-77%와 23-30%로 구성되어 있으며, 경도는 321-

362Hv 범 에 있다.

이러한 조성을 갖는 상이 어떤 상인지를 참고문헌으

로부터 검토한 결과는 다음과 같다. Fe-Al -Si 3원계

합 에서 속간화합물은 Fea(Al1-x Six)b 형태 형성되

고, x는 0.025-0.21 값을 갖는 것으로 보고되고 있고13), Table 5의 조성비로부터 a와 b는 각각 3과 1이므

로, 이들 상은 Fe3(Al,Si) 상인 것으로 생각된다. 한

이 상의 Al의 양은 가열온도, 유지시간 냉각속도에

따라서 17.35-27.33at.% 변화하는 것으로 보고되고

있다14). 한편 Fe3Al의 경도는 344~368Hv15) 혹은

330Hv16) 인 것으로 보고되고 있다. 이 결과와 Table

5에서 1AC, 2AC의 경도값 (362~321Hv)과 비교하면



105

(a) (b)

(c)

Fig. 18 Optical micrographs (a) at regions denoted

as in Fig. 3 (c) and SEM micrographs (b)

and (c) at regions denoted as 1HC and 2HC

in (c), respectively [CO2 laser welds, after

hot-stamping]

(a) (b)

(c)

Fig. 19 Optical micrographs (a) at regions denoted

as in Fig. 2 (c) and SEM micrographs (b)

and (c) at regions denoted as 1HN and 2HN

in (c), respectively [Nd: YAG laser welds,

after hot-stamping]

No. Al Si Fe

Hvwt.% at.% wt.% at.% wt.% at.%

1HC 5.1 10.4 0.7 1.1 94.2 88.5 201

2HC 0.6 1.4 0.3 0.6 99.1 98.0 160

1HN 0.9 2.0 0.4 0.7 98.8 97.3 183

2HN 0.8 1.8 0.3 0.7 98.9 97.5 176

0 10 20 30 40 50 60 at.%

Fe 10 20 30 40 Al

Al (wt.%)

Tem

pera

ture

_cels

ul

1400

1200

1000

800

600

400

200

(γFe)

(αFe)(FeAl)

α2

L

ε

1092℃

FeA

l 2

Fe3Al

Fig. 20 Binary phase diagram of Fe-Al17)

Table 6 Chemical composition and micro-vickers

hardness at regions (□) denoted as 1HC,

2HC, in Fig. 16 (c) and 1HN, 2HN in Fig.

17 (c)

거의 Fe3(Al,Si)경도 범 안에 들어감을 알 수 있다.

따라서 의 결과를 토 로 백색상은 Fe3(Al,Si) 임을

확인할 수 있다.


이 용 후 핫스탬핑 처리한 용융경계부의 백색상

에 한 분석결과로, (a)는 학 미경 조직이며, (b),

(c)는 (a)에서 1HC, 2HC와 1HN, 2HN로 표시한 □의

역을 확 한 SEM 조직을 나타낸 것이다. 한

Table 6은 (b)와 (c)에서 ○로 표시된 역을 EPMA

으로 분석한 결과와 그 치에서의 경도값을 나타낸

것이다. 이 열원과 계없이, 핫스탬핑 처리 후의

조직도 단상으로 이루어져 있으나, 조성분석 결과를 비

교해 보면, 핫스탬핑 처리 후 백색상은 처리 의 것보

다 Al과 Si의 함유량이 히 감소하 고, 백색상의

평균경도도 321~362Hv에서 160-201Hv로 상당히

낮아졌음을 알 수 있다.

이러한 조성을 가진 백색상은 Fig. 20의 Fe-Al 2원

계상태도로부터 추정하여 보면 α-페라이트 조직인 것을

알 수 있다. 결국 용융경계부에 형성된 백색상이 핫스

탬핑 처리 에는 고경도인 Fe3(Al,Si) 속간화합물

이었던 것이 핫스탬핑 처리 후에는 α-페라이트로 변화

하여 경도가 격히 낮아지는 것으로 생각된다. 이와

같은 상변태는 Fig. 20의 화살표 경로와 같이 950℃

에서 약 5분간 유지 후 850℃에서 형 냉각을 실시하

는 과정에서 백색상내의 Al이 주 로 확산함에 따라 농

도가 낮아져 Fig. 18과 같이 α-Fe(α-페라이트)로 변

태하고, 실온으로 형에서 냉각되더라도 α-페라이트

상태 그 로 존재하게 된다.

4. 결 론

차체 부품에 용되는 Al-Si 용융 도 된 보론강의



106

이 열원(CO2와 Nd:YAG)과 핫스탬핑 처리에 따

른 인장성질과 미세조직 변화를 검토한 결과 다음과 같

은 결론을 얻었다.

1) 용 만 한 CO2 이 용융부 내에 도 층 원소인

Al과 Si의 평균 농도가 0.56wt.%와 0.28wt.%이

었고, Nd:YAG 이 의 경우는 각각 0.96wt.%와

0.34wt.%이었다. 용융경계부를 제외한 용융부 내에

페라이트 형성원소인 Al과 Si이 각각 1.25wt.%와

0.38wt.%의 고농도로 편석된 역일지라도 미세조직

은 베이나이트와 마르텐사이트로 형성되어 있었다. 이

것은 JMatProTM 소 트웨어로 CCT 곡선을 작성하여

해석한 결과, 이 용 의 냉각속도가 아주 빠르기 때

문에 베이나이트와 마르텐사이트 변태하기 때문인 것으

로 해석되었다. 한편 용융경계부에는 Fe, Al Si 3개

의 원소로 구성된 백색상이 존재하 다. 이 상은 Al+

Si의 원자비(at.%)가 약 23-30%이고, 경도가 321-

362Hv인 것으로부터 Fe3(Al,Si)상인 것으로 생각되

었다.

2) 용융부 내에 Al과 Si의 편석부는 핫스탬핑 처리

에 의해 확산이 일어남에 따라서 CO2 이 Nd:

YAG 이 의 고농도 편석부의 Al의 농도는 각각

0.32wt.%와 0.82wt.%로 낮아졌다. CO2 이 용융

부의 조직은 모재와 같은 마르텐사이트와 베이나이트로

구성되었지만, Al의 농도가 다소 높은 Nd:YAG 이

용융부는 마르텐사이트와 베이나이트 이외에 페라이

트가 형성되었다. 용 만 한 것보다 편석부의 농도가

낮아졌지만, 페라이트가 형성된 것은 CCT 곡선으로 해

석한 결과, 핫스탬핑 처리의 냉각속도가 용 시보다

느리므로, 고온에서 페라이트 변태를 하기 때문인 것으

로 해석되었다. 한편 용융경계부에 존재하는 Fe3(Al,Si)

상은 핫스탬핑 처리에 의해 Al과 Si의 농도가 낮아져

페라이트로 변화하 다.

3) 핫스탬핑 처리 용 재를 인장 시험한 경우, 모

두 모재에서 단되었다. 이것은 Al과 Si이 용 부에

편석이 되더라도 냉각속도가 빠르므로, 베이나이트와

마르텐사이트로 구성되지만, 원래 모재는 다량의 페라

이트가 있으므로 경도와 강도가 낮아 모재에서 단된

것으로 생각되었다.

4) 핫스탬핑 처리한 CO2 이 용 시편은 용융경

계부에서 단되었고, Nd:YAG 이 용 시편에서

는 용융부 앙에서 단되었으며, 강도 연신율이

모재의 것보다 아주 낮았다. CO2 이 의 용융부와

모재의 미세조직은 베이나이트와 마르텐사이트이지만,

용융경계부에 길게 존재하는 Fe3(Al,Si)상이 핫스탬핑

처리에 의해 페라이트로 변태하여 경도 강도가 낮

고, 한 응력집 부이기 때문에 용융경계부에서 단

하는 것으로 생각되었다. 한편 Nd:YAG 이 용 부

는 CO2 이 의 것과 달리 비드 심부에 폭이 좁은

언더비드가 형성되어 있어 응력집 부로 작용하고,

한 용융부 내에 많은 양의 페라이트(편석부)가 형성되

어 있기 때문에 용융부 심에서 단이 발생하는 것으

로 생각되었다.

후 기

본 연구는 2012년도 정부(미래창조과학부)의 재원으

로 한국연구재단의 지원을 받아 수행된 연구로(No.

2012R1A5A1048294), 이에 감사드립니다.

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Al-Si 도금된 보론강 레이저 소스에 따른 레이저 용접부의 미세조직과 …e-jwj.org/upload/JKWJS_31_6_96_106_2031553.pdf · of laser welded Al-Si coated boron